【０００１】
【発明の属する技術分野】
本願発明は、ディスプレイ、光通信や電子機器のバックライト、照明用光源に最適な紫外域光から赤色光を発光する発光ダイオード及びレーザダイオードなどに使用される窒化物半導体（例えばＡｌａＩｎｂＧａ（１−ａ−ｂ）Ｎ、０≦ａ、０≦ｂ、０≦ａ＋ｂ≦１）に係わり、特に静電耐圧特性が優れた窒化物半導体発光素子に関する。
【０００２】
【従来の技術】
窒化物半導体は紫外から赤色の発光素子（ＬＥＤ（発光ダイオード）、ＬＤ（レーザダイオード））を構成することができる半導体材料として注目されて、活発に研究開発が進められている。現在、この窒化物半導体を用いた素子として、高輝度青色ＬＥＤ、純緑色ＬＥＤ等がフルカラーＬＥＤディスプレイ、交通信号灯、イメージスキャナー、液晶のバックライト等の光源として実用化されているが、今後ますます幅広い用途に使用されることが期待される。これらのＬＥＤの多くは、サファイア基板上に一般式ＡｌａＧａ１−ａＮ（０≦ａ≦１）で表される材料からなるバッファ層と、ＳｉドープＧａＮよりなるＮ型コンタクト層と、ＩｎＧａＮを活性層とする単一又は多重量子井戸構造からなる活性層と、ＭｇドープＡｌＧａＮからなるｐ型クラッド層と、ＭｇドープＧａＮからなるｐ型コンタクト層とが順に積層された構造を有している。
【０００３】
従来、窒化物半導体（窒化ガリウム系化合物半導体）発光素子のｐ型コンタクト層の膜厚は１００Åから３０００Å程度に抑えられてきた。この理由としてまず、ｐ型コンタクト層として用いることのできる高品質なＭｇドープＧａＮを厚く成膜するのが技術的に困難なことが挙げられる。Ｍｇが現在最も広くｐ型ドーパントとして用いられているが、活性化率が低いため、電極と良好なオーミックコンタクトを得るためには、Ｍｇを１×１０１９ｃｍ−３から１×１０２１ｃｍ−３ 程度の高い濃度でドープしなくてはならない。これが必然的に結晶性の劣化を招き、膜厚の増加とともに表面状態の荒れ等を招いてしまう。とくにＭｇの偏析による表面状態の荒れを招いてしまう。
【０００４】
さらにＭｇドープＧａＮを厚く成膜することができたとしても、成長直後の膜は不活性化されており高抵抗を示す。従ってｐ型化のためのアニールを要する。一般にアニール手法として、低エネルギー電子線照射、熱アニール、電磁波照射が提案されている。ｐ型化のメカニズムとして、最初水素で不活性化されていたＭｇ原子がこれらのアニールによって水素と解離し、活性化すると考えられている。いずれの方法も試料表面からの水素脱離の効果が支配的であるので、厚膜の場合には深さ方向に均一にＭｇを活性化させるのが難しい。
これらの理由によって、ｐ型コンタクト層の膜厚は素子特性に支障がない程度で薄く抑えられてきた。実際、ｐ型コンタクト層が薄くても発光強度や順方向電圧等には問題がない場合が多い。
【０００５】
【特許文献１】
特開２０００−２８６５０９号公報
【特許文献２】
特開平１１−１７７１３４号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、静電耐圧特性となると、特に順方向に静電気によってサージ電流が流れた場合、ｐ型コンタクト層が薄い場合にはサージ電流は容易にＰＮ接合部に形成される活性層に到達し、素子の破壊を招く。例えば、帯電防止処理された袋等から窒化物半導体素子を取り出す際、また電子機器に実装する際等、素子が破壊又は劣化する危険性がある。窒化物半導体発光素子の信頼性をより高めるためには、このような破壊又は劣化の危険性をなくすことが望まれる。
【０００７】
本願発明は上記問題点を解決するためになされたもので、静電耐圧特性が優れた窒化物半導体発光素子を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
以上の目的を達成するために、本発明に係る窒化物半導体発光素子は、それぞれ複数の窒化物半導体層からなるｐ側層とｎ側層の間にＩｎを含む窒化物半導体からなる活性層を有する窒化物半導体素子であって、上記ｐ側層はｐオーミック電極を形成する層としてｐ型コンタクト層を含み、該ｐ型コンタクト層の膜厚が５０００Å以上３００００Å以下に設定されたことを特徴とする。
【０００９】
また、本発明に係る窒化物半導体発光素子において、上記ｐ型コンタクト層はＭｇドープのＧａＮからなる層、又は第１層と第２層を交互に積層した多層膜（第１層と第２層でドープ量を変化させた変調ドープ層又は第１層と第２層でドープする不純物の種類を変えた変調ドープ層）であることが好ましい。
上記ｐ型コンタクト層を変調ドープ層とする場合、上記第１の層と上記第２の層の間で、ドープ量とドープする不純物の種類の両方を変えてもよい。
【００１０】
また、本発明に係る窒化物半導体発光素子において、上記ｐ型コンタクト層を変調ドープ層とする場合、上記第１の層をＭｇドープＧａＮにより構成し、上記第２の層をアンドープＧａＮにより構成することができるし、上記第１の層をＭｇドープＧａＮにより構成し、上記第２の層をＳｉドープＧａＮにより構成することもできる。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下、図面を参照しながら、本発明に係る実施の形態の窒化物半導体素子について説明する。
図１は、本発明の一実施の形態である窒化物半導体素子（ＬＥＤ素子）の構造を示す模式的断面図であり、本実施の形態の窒化物半導体素子はサファイア基板１の上に、
（１）ＡｌＧａＮよりなるバッファ層２、
（２）アンドープＧａＮ層３、
（３）ＳｉドープＧａＮよりなるｎ型コンタクト層４、
（４）アンドープＧａＮ層５、
（５）ＳｉドープＧａＮ層６、
（６）アンドープＧａＮ層７、
（７）ＧａＮ／ＩｎＧａＮ超格子ｎ型層８、
（８）ＩｎＧａＮ層を井戸層としＧａＮ層を障壁層とする多重量子井戸構造の活性層９、
（９）ｐ−ＡｌＧａＮ／ｐ−ＩｎＧａＮ超格子ｐ型層１０、
（１０）ＭｇドープＧａＮからなり、膜厚が５０００Å〜３００００Åの範囲に設定されたｐ型コンタクト層１１、
が順に積層された構造を有し、以下のようにｐ側及びｎ側の電極が形成されて構成されている。
尚、本実施の形態１では、アンドープＧａＮ層３、ｎ型コンタクト層４、アンドープＧａＮ層５、ＳｉドープＧａＮ層６、アンドープＧａＮ層７及びＧａＮ／ＩｎＧａＮ超格子ｎ型層８によりｎ側の層が構成され、ｐ−ＡｌＧａＮ／ｐ−ＩｎＧａＮ超格子ｐ型層１０及びｐ型コンタクト層１１によりｐ側の層が構成される。
【００１２】
ｎオーミック電極２１は、例えば、素子の隅部においてｐ型コンタクト層１１からアンドープＧａＮ層５までをエッチングにより除去して、ｎ型コンタクト層４の一部を露出させ、露出させたｎ型コンタクト層４上に形成する。
また、ｐ側の電極としては、ｐ型コンタクト層１１上のほぼ全面にｐオーミック電極２２を形成し、そのｐオーミック電極２２上の一部にｐパッド電極２３を形成している。
【００１３】
ここで、特に本実施の形態の窒化物半導体素子は、ｐ型コンタクト層１１を膜厚が５０００Å〜３００００Åの範囲に設定されたＭｇドープＧａＮ層により構成したことを特徴とし、これによりリーク電流を低減しかつ静電耐圧を向上させている。
このように、ｐ型コンタクト層１１の膜厚を５０００Å以上とするのは、静電耐圧を高くし、かつリーク電流を小さくするためであり、静電耐圧を高くするという点からは膜厚は厚いほど好ましい。
【００１４】
しかしながら、本実施の形態１のように、ｐ型コンタクト層をＭｇドープＧａＮからなる単一膜（後述の実施の形態２に示すような多層膜ではないものをいう。）である場合、膜厚が３μｍ、すなわち３００００Åを超えると直列抵抗の増大から駆動電圧（Ｖｆ）の増加を招いてしまう。
従って、本発明では、順方向電圧Ｖｆを著しく上昇させないように、ｐ型コンタクト層１１の膜厚は、実用的な最大の膜厚は３００００Å以下とすることが好ましく、より好ましくは、１００００Å以下に設定する。
【００１５】
従来技術の欄で説明したように、膜厚を５０００Å以上のｐ型コンタクト層１１を、結晶性良く成長させることは容易なものではない。
しかしながら、本実施の形態１では、ｐ型コンタクト層１１の成長温度を、活性層９への熱的ダメージを避けられる温度に設定し、かつ成長速度を約１．３μｍ／ｈ前後等、比較的早い所定の範囲内に設定することにより、先に成膜された活性層９（Ｉｎを含む活性層）に熱等によるダメージを与えないようにして、ｐ型コンタクト層１１を厚く成膜することを可能にした。
【００１６】
具体的には、ｐ型コンタクト層１１の成長温度は、好ましくは、活性層の成長温度以上で１０００℃以下に設定し、ｐ型コンタクト層１１の成長速度は、好ましくは、０．２μｍ／ｈ〜３．０μｍ／ｈの範囲、より好ましくは、１．０μｍ／ｈ〜２．０μｍ／ｈの範囲に設定する。
成長条件がこの範囲であると、活性層９へのダメージを抑えつつｐ型コンタクト層１１を静電耐圧を十分高くできる膜厚及び結晶性を有するように成長させることができる。また、比較的厚く成長させた場合でも、表面の平坦性を良好にできる。
さらに、本発明において、ｐ型コンタクト層１１は、水素雰囲気中で成長させることが好ましく、これによりよりいっそうｐ型コンタクト層１１表面の平坦性を良好にできる。
すなわち、本発明において、ｐ型コンタクト層１１を成長させる際には、（１）成長温度を、活性層の成長温度以上で１０００℃以下に設定し、（２）成長速度は、好ましくは、０．２μｍ／ｈ〜３．０μｍ／ｈの範囲、より好ましくは、１．０μｍ／ｈ〜２．０μｍ／ｈの範囲に設定し、（３）成長雰囲気を水素雰囲気とする。
このように成長条件を設定すると、活性層９へのダメージを抑えつつｐ型コンタクト層１１を静電耐圧を十分高くできる十分な膜厚及び良好な結晶性を有するように成長させることができ、しかもその表面を十分平坦にできる。
【００１７】
以上のように構成された実施の形態１の窒化物半導体素子は順方向電圧の上昇を抑えつつ、静電耐圧を高くでき、かつリーク電流を少なくできる。
また、本実施の形態１の窒化物半導体素子では、ｐ型コンタクト層１１の下に以下のような、ｐ−ＡｌＧａＮ／ｐ−ＩｎＧａＮ超格子ｐ型層１０を備えているので、より静電耐圧を向上させることができる。
【００１８】
（ｐ−ＡｌＧａＮ／ｐ−ＩｎＧａＮ超格子ｐ型層１０）
本実施の形態１において、ｐ−ＡｌＧａＮ／ｐ−ＩｎＧａＮ超格子ｐ型層１０は、クラッド層として機能し、光の閉じこめ、および活性層への正孔が注入される層となる。
このｐ−ＡｌＧａＮ／ｐ−ＩｎＧａＮ超格子ｐ型層１０はｐ型とするために、ｐ型不純物、例えば、Ｍｇがドープされるが、ｐ−ＡｌＧａＮ層に対するＭｇのドープ量とｐ−ＩｎＧａＮ層に対するＭｇのドープ量は同一であっても異なっていても良いが、それぞれｐ型コンタクト層のＭｇドープＧａＮ層１１ａのＭｇのドープ量よりも少ない量に設定することが好ましく、これによりＶｆ（順方向電圧）をより低くできる。
また、ｐ−ＡｌＧａＮ／ｐ−ＩｎＧａＮ超格子ｐ型層１０のｐ−ＩｎＧａＮ層はＭｇドープのＧａＮ層で構成することもできる。
【００１９】
また、ｐ−ＡｌＧａＮ／ｐ−ＩｎＧａＮ（ｐ−ＧａＮ）超格子ｐ型層１０において、ｐ−ＡｌＧａＮ層及びｐ−ＩｎＧａＮ（ｐ−ＧａＮ）層の各膜厚は、１００Å以下、より好ましくは７０Å以下、よりいっそう好ましくは１０〜４０Åの範囲に設定する。この場合、ｐ−ＡｌＧａＮ層の膜厚とｐ−ＩｎＧａＮ（ｐ−ＧａＮ）層の膜厚は、同一であっても異なっていても良い。超格子ｐ型層１０は、ｐ−ＡｌＧａＮ層とｐ−ＩｎＧａＮ（ｐ−ＧａＮ）層を交互に成長させて形成するが、例えば、ｐ−ＡｌＧａＮ層から積層してｐ−ＡｌＧａＮ層で終わってもよく、ｐ−ＩｎＧａＮ（ｐ−ＧａＮ）層から始めてｐ−ＩｎＧａＮ（ｐ−ＧａＮ）層で終わってもよい。しかしながら、ＩｎＧａＮ層は高温で熱分解しやすいので、ＩｎＧａＮ層の表面が長時間、高温雰囲気中に曝されないように、ｐ−ＡｌＧａＮ層で終わっていることが好ましい。
【００２０】
さらに、ｐ−ＡｌＧａＮ／ｐ−ＩｎＧａＮ（ｐ−ＧａＮ）超格子ｐ型層１０の総膜厚は、発光出力を高くしかつＶｆを低くするために、２０００Å以下に設定することが好ましく、より好ましくは１０００Å以下、さらに好ましくは５００Å以下に設定する。
また、ｐ−ＡｌＧａＮ／ｐ−ＩｎＧａＮ（ｐ−ＧａＮ）超格子ｐ型層１０の各膜厚は、ｐ型コンタクト層の各膜厚よりも薄くすることが好ましい。すなわち、多層膜のｐ型コンタクト層に隣接する層を超格子層とし、各膜厚をｐ型コンタクト層のｎ型層及びｐ型層のそれぞれの膜厚よりも薄くすることで、さらに静電耐圧の高い窒化物半導体素子を構成できる。
【００２１】
又、本実施の形態１では、より好ましい例として、ｐ−ＡｌＧａＮ／ｐ−ＩｎＧａＮ超格子ｐ型層１０を用いた形について説明したが、本発明はこれに限られるものではなく、少なくとも、ＡｌＧａＮを有していれば良く、ＡｌＧａＮ単一層でもよい。ｐ−ＡｌＧａＮ／ｐ−ＩｎＧａＮ超格子とすることで、ＡｌＧａＮ単一層と比べて結晶性が良くなり、抵抗率がさらに低下しＶｆが低下する傾向にある。
【００２２】
実施の形態２．
本発明に係る実施の形態２の窒化物半導体発光素子は、実施の形態１の窒化物半導体発光素子において、ｐ型コンタクト層１１に換えて、第１層１１ａと第２層１１ｂが交互に形成されてなる変調ドープ構造のｐ型コンタクト層１１０を用いて構成した以外は実施の形態１の窒化物半導体発光素子と同様に構成される。
ここで、実施の形態２における変調ドープ構造のｐ型コンタクト層１１０は、第１層と第２層でドープ量を変化させた変調ドープ層、第１層と第２層でドープする不純物の種類を変化させた変調ドープ層、及び第１層と第２層でドープ量とドープする不純物の種類の両方を変化させた変調ドープ層等を含み、好ましくは、（１）ＭｇドープＧａＮからなる第１層とアンドープＧａＮからなる第２層とが交互に積層された変調ドープ層、（２）ＭｇドープＧａＮとＳｉドープＧａＮの変調ドープ層である。
【００２３】
このように、ｐ型コンタクト層に変調ドープ構造を用いる場合、ＭｇドープＧａＮ層：アンドープＧａＮ層またはＭｇドープＧａＮ層：ＳｉドープＧａＮ層の膜厚比は７：３前後が好ましい。アンドープ層またはＳｉドープ層の割合が大きいとＶｆの上昇を招き、小さすぎると低抵抗化の効果が顕著に現れないからである。
【００２４】
変調ドープ構造のｐ型コンタクト層１１をＭｇドープＧａＮ層とＳｉドープＧａＮ層とにより構成した場合の、ＭｇドープＧａＮ層１１ａとＳｉドープＧａＮ層１１ｂの膜厚比を変えた３種類のサンプルを作製して、逆方向の静電耐圧特性をそれぞれ評価した結果を図５に示す。
本検討において、ｐ型コンタクト層１１以外の層の構成は、後述の実施例１と同様にした。
また、各サンプルのｐ型コンタクト層１１におけるＭｇドープＧａＮ層１１ａとＳｉドープＧａＮ層１１ｂの膜厚の比は表１に示すようにした。
表１
また、本検討において、ＧａＮ層１１ａのＭｇドープ量は１×１０２０ｃｍ−３とし、ＧａＮ層１１ｂのＳｉドープ量は５×１０１８ｃｍ−３とした。
さらに、各サンプルは１つのＧａＮ層１１ａと１つのＧａＮ層１１ｂとを１周期として１０周期とした。
【００２５】
尚、図５のグラフの縦軸は基準サンプル（比較例）の静電破壊電圧により規格化した値で示している。この基準サンプルはｐ型コンタクト層をＭｇが１×１０２０ｃｍ−３ドープされたＧａＮからなる単層とした以外は実施例１と同様に構成されている。
図５のグラフに示すように、本実施例１のサンプル１〜３のいずれのサンプルについても、静電破壊電圧が比較例より向上していることが確認された。
また、これにより膜厚比を７：３とすることで、静電破壊電圧を最も高くできることが確認された。
本検討では、１０周期の変調ドープ構造のｐ型コンタクト層１１を用いたが、周期を５０以上としても同様の結果が得られる。
【００２６】
以上のように構成された実施の形態２の窒化物半導体発光素子は、ｐ型コンタクト層１１０を変調ドープ構造とすることにより比較的厚く（５０００Å以上）形成した場合でも、ｐ型コンタクト層を単一膜とした実施の形態１に比較してより効果的に抵抗値の上昇を抑えることができ、順方向電圧を上昇させることなく、静電耐圧を向上させることが可能となる。
【００２７】
すなわち、ｐ型コンタクト層がＭｇドープＧａＮの単一膜である場合、膜厚が１μｍを超えると直列抵抗が徐々に増大することから駆動電圧（Ｖｆ）が増加し始める。そこで、ｐ型コンタクト層の低抵抗化に効果がある例えば、ＭｇドープＧａＮとアンドープＧａＮまたはＭｇドープＧａＮとＳｉドープＧａＮの変調ドープ構造とすることで、Ｖｆの増加を最小限に抑えることができる。このような変調ドープ構造で低抵抗にできる理由は、ＭｇドープＧａＮを厚く積層するとＭｇが表面に偏析する傾向があり、膜厚が１μｍを超えると結晶性の悪化を招き抵抗率が上昇するが、変調構造ではそれが抑制されるためと考えられる。
また、変調ドープ構造にすることでｐ型コンタクト層に内部電界が生じ、その電界によってＭｇの活性化エネルギーが低下していることも低抵抗化に寄与していると思われる。
【００２８】
尚、実施の形態２の窒化物半導体発光素子において、ｐ型コンタクト層１１０の膜厚は、上述したことから明らかなように、実施の形態１より厚くすることができるが、成膜時間等を考慮すると３００００Å以下とすることが好ましい。
【００２９】
【実施例】
以下、実施例を用いて本発明についてより具体的に説明する。
実施例１．
実施例１では、サファイアＣ面基板上に低温バッファ層を介し、ｎ型ＧａＮ層を成長後、発光層としてＩｎＧａＮとＧａＮからなる多重量子井戸構造を持つ青色又は緑色ＬＥＤを作製した。
また、実施例１においては、ｐ型コンタクト層１１をＭｇドープＧａＮの単一膜として、膜厚を１０００Åから８３３０Åまで変化させた種々のサンプルを作成した。このｐ型コンタクト層１１の成膜条件は、ＴＭＧ＝１６．２０μｍｏｌ／ｍｉｎ、Ｃｐ２Ｍｇ＝１９４．６ｎｍｏｌ／ｍｉｎ、Ｖ／ＩＩＩ比＝１１０００、成長温度＝１０００℃、成長速度＝１．２２μｍ／ｈである。ここで、本明細書において、Ｖ／ＩＩＩ比とはＶ族原料であるアンモニアとＩＩＩ族原料であるＴＭＧ及びＣｐ２Ｍｇのモル比を指す。
実施例１の種々のサンプルを評価した結果、図２に示すように、膜厚が８３３０Å以下ではＶｆは膜厚に依存しない傾向が得られた。一方で静電破壊電圧は膜厚の増大とともに顕著に向上した。
【００３０】
尚、本実施例１において、各半導体層の膜厚は表２に示すように設定した。
表２
【００３１】
実施例２．
実施例２では、実施例１において、ｐ型コンタクト層を２７周期のＭｇドープＧａＮ層（４９４Å）とアンドープＧａＮ層（２１２Å）からなる変調ドープ構造とした。ｐ型コンタクト層全体の膜厚は約２μｍである。原料としてトリメチルガリウム（ＴＭＧ）、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム（Ｃｐ２Ｍｇ）、アンモニアを用い、キャリアガスとして水素を用いた。成長条件はＴＭＧ＝１６．２０μｍｏｌ／ｍｉｎ、Ｃｐ２Ｍｇ＝１６２．１ｎｍｏｌ／ｍｉｎ、Ｖ／ＩＩＩ比＝１１０００、成長温度＝１０００℃、成長速度＝１．１８μｍ／ｈである。ＭｇドープＧａＮ層とアンドープＧａＮ層の成長の切り替えはＣｐ２Ｍｇラインのバルブのオン、オフでおこなった。成長後、ｐ型ドーパントの活性化のため熱アニールをおこなった。
【００３２】
ｎ及びｐ側の電極の形成後、ＬＥＤ特性は以下のようであった。主波長＝４６４ｎｍ、２０ｍＡ駆動時の順方向電圧（Ｖｆ）＝３．５６Ｖ、出力（Ｐｏ．）＝８ｍＷ、静電破壊電圧＝１１９３Ｖ
なお、本明細書におけるＶｆ、Ｐｏの測定値は、順方向電流が２０ｍＡのときの値である。また、静電耐圧は２００ｐＦ、０Ωのマシンモデルで測定した。
【００３３】
また、比較例１としてｐ型コンタクト層を膜厚＝１２００Å、ＴＭＧ＝３．８９μｍｏｌ／ｍｉｎ、Ｃｐ２Ｍｇ＝３８．８μｍｏｌ／ｍｉｎ、Ｖ／ＩＩＩ比＝４５８００、成長温度＝９１０℃、成長速度＝０．２９μｍ／ｈの条件で作製した場合の特性は主波長＝４６７ｎｍ、Ｖｆ＝３．５２Ｖ、Ｐｏ．＝８ｍＷ、静電破壊電圧＝２６８Ｖであった。この比較例１との比較により、実施例２のＬＥＤは静電破壊電圧の上昇が著しいことが分かる。また、ｐ型コンタクト層膜厚を２μｍと厚くしたにも関わらず、Ｖｆの上昇を抑止できているのは変調ドープ構造がｐ型コンタクト層を低抵抗化することができたことによるものである。
【００３４】
尚、実施例１において、ｐ型コンタクト層を膜厚約１．６７μｍのＭｇドープＧａＮの単一膜として上記実施例１と同様のＬＥＤを作製したところ、Ｖｆ＝３．７２Ｖであり変調ドープ構造の実施例２の場合より上昇していた。
【００３５】
実施例３
実施例３では、ｐ型コンタクト層１１０を以下のようにした以外は、実施例１及び２と同様にして発光ダイオードを作製した。
すなわち、ｐクラッド層成長後、まず、反応容器内を９８０℃に調整し、ＩＩＩ族キャリアガスとして水素を１．５ｌ／ｍｉｎ流した。ＴＭＧを１６．２μｍｏｌ／ｍｉｎ、Ｃｐ２Ｍｇを１８６．２ｎｍｏｌ／ｍｉｎ基板表面に流した。このときのＶ／ＩＩＩ比は１１０００、Ｍｇ／Ｇａモル比は、１．１５×１０−２である。この条件でＭｇドープＧａＮ層を７０Åの膜厚で成長させた。
【００３６】
次に、Ｃｐ２Ｍｇを止め、Ｓｉ源としてＳｉＨ４ガス２．８９ｎｍｏｌ／ｍｉｎを基板表面に流した。このときのＳｉ／Ｇａモル比は、１．８×１０−４である。その他はＭｇドープＧａＮ層の成長条件と同じ条件でＳｉドープＧａＮ層を３０Åの膜厚で成長させた。
【００３７】
次に、ＳｉＨ４ガスを止め、Ｃｐ２Ｍｇ１８６．２ｎｍｏｌ／ｍｉｎを基板表面に流し、ＭｇドープＧａＮ層を７０Åの膜厚で成長させた。このときのＭｇ／Ｇａモル比は、１．１５×１０−２である。
【００３８】
以上の反応工程を５０周期行った。１周期の膜厚は１００Åであり、５０周期成長させることにより、５０００Åの膜厚とした。
【００３９】
さらに、ＳｉＨ４ガスを止め、Ｃｐ２Ｍｇ１８６．２ｎｍｏｌ／ｍｉｎを基板表面に流し、ＭｇドープＧａＮ層を７０Åの膜厚で成長させ、ｐ型コンタクト層の最後の層とした。このときのＭｇ／Ｇａモル比は、１．１５×１０−２である。
【００４０】
以上のようにして作製した実施例３のサンプルにおいてそれぞれ静電破壊電圧を評価した結果を図６に示す。図６のグラフに示すように、本実施例３のいずれのサンプルについても、静電破壊電圧がリファレンスより向上していることが確認された。ここでのリファレンスは、ｐ型コンタクト層を、膜厚が１２００Åになるように、９００から９１０℃で成長した以外は実施例３と同様にして作製した発光ダイオードである。また、発光出力については、リファレンスと同等であることが確認された。次にＶｆについて評価した。その結果を図７に示す。図７に示すように、Ｖｆについては、リファレンスより低下していることが確認された。
【００４１】
以上説明したように、本発明に係る実施の形態１及び２の構成によれば、静電耐圧を極めて高くでき、かつリーク電流を低くできる。
これに加えてさらに、本発明ではｐ型コンタクト層１１を厚くする（５０００Å以上とする）ことにより、光の取り出し効率を高くできるという効果もある。
すなわち、特に光の取り出し効率に関しては、素子全体の膜厚が大きいほど、横方向（水平方向）の光の取り出し効果を増大させることができる。従って、Ｎ型コンタクト層またはｐ型コンタクト層のいずれを厚膜化しても有効である。また、技術的にはｎ型コンタクト層を厚膜化するほうが容易である。
しかしながら、ｎ型コンタクト層の膜厚が厚くなると基板とＧａＮの熱膨張係数差に起因するウエハの反りが大きくなり、その上に積層する活性層を基板面内で均一に成膜するのが難しくなる。
これに対して、ｐ型コンタクト層を厚く形成する場合には、かかる問題はない。すなわち、活性層より先に成長させる下のｎ型コンタクト層が厚いと、成長時に活性層を基板面内で均一に成膜することが難しいが、ｐ型コンタクト層は活性層の後で成長させるので問題はない。
従って、ｐ型コンタクト層の厚膜化は光の取り出し効率向上にも有効であり、出力向上にも寄与する。
【００４２】
【発明の効果】
以上詳細に説明したように、本発明に係る窒化物半導体発光素子によれば、静電耐圧の極めて高い発光素子を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係る実施の形態１の窒化物半導体発光素子の断面図である。
【図２】本発明に係る実施例１の窒化物半導体発光素子において膜厚を変化させた場合の、膜厚に対する順方向電圧を示すグラフである。
【図３】実施例１の窒化物半導体発光素子において膜厚を変化させた場合の、膜厚に対する静電破壊電圧を示すグラフである。
【図４】本発明に係る実施の形態２の窒化物半導体発光素子の断面図である。
【図５】本発明に係る実施の形態２の窒化物半導体発光素子において、ｐ型コンタクト層を構成する第１の層と第２の層の膜厚比に対する静電破壊電圧を示すグラフである。
【図６】本発明に係る実施例３の窒化物半導体発光素子において、ｐ型コンタクト層の膜厚に対する静電破壊電圧を示すグラフである。
【図７】本発明に係る実施例３の窒化物半導体発光素子において、ｐ型コンタクト層の膜厚に対する順方向電圧を示すグラフである。
【符号の説明】
１…基板、
２…バッファ層、
３…アンドープＧａＮ層、
４…ｎ型コンタクト層、
５…アンドープＧａＮ層、
６…ＳｉドープＧａＮ層、
７…アンドープＧａＮ層、
８…ＧａＮ／ＩｎＧａＮ超格子ｎ型層、
９…Ｉｎを含む活性層、
１０…ｐ−ＡｌＧａＮ／ｐ−ＩｎＧａＮ超格子ｐ型層、
１１，１１０…ｐ型コンタクト層、
１１ａ…第１の層、
１１ｂ…第２の層。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a nitride semiconductor (for example, AlaInbGa (1-a) used for a light emitting diode and a laser diode that emit red light from ultraviolet light, which is optimal for a backlight of a display, an optical communication or an electronic device, and a light source for illumination. -B) The present invention relates to N, 0 ≦ a, 0 ≦ b, 0 ≦ a + b ≦ 1), and particularly relates to a nitride semiconductor light emitting device having excellent electrostatic withstand voltage characteristics.
[0002]
[Prior art]
Nitride semiconductors are attracting attention as semiconductor materials capable of forming light-emitting elements (LEDs (light-emitting diodes) and LDs (laser diodes)) that emit light from ultraviolet to red, and are being actively researched and developed. Currently, high-intensity blue LEDs, pure green LEDs, etc. have been put into practical use as light sources for full-color LED displays, traffic lights, image scanners, LCD backlights, etc. as devices using this nitride semiconductor. It is expected to be used for a wide range of applications. Most of these LEDs have a buffer layer made of a material represented by the general formula AlaGa1-aN (0 ≦ a ≦ 1) on a sapphire substrate, an N-type contact layer made of Si-doped GaN, and an active layer made of InGaN. An active layer having a single or multiple quantum well structure, a p-type cladding layer made of Mg-doped AlGaN, and a p-type contact layer made of Mg-doped GaN are sequentially stacked.
[0003]
Conventionally, the thickness of a p-type contact layer of a nitride semiconductor (gallium nitride-based compound semiconductor) light emitting element has been suppressed to about 100 to 3000 degrees. The first reason is that it is technically difficult to thickly form high-quality Mg-doped GaN that can be used as a p-type contact layer. Mg is currently most widely used as a p-type dopant. However, since the activation rate is low, in order to obtain a good ohmic contact with the electrode, Mg is required to be 1 × 10 19 cm −3 to 1 × 10 21 cm −. It must be doped at a concentration as high as 3 or so. This inevitably leads to deterioration of crystallinity, and as the film thickness increases, the surface condition becomes rough. In particular, the surface state becomes rough due to the segregation of Mg.
[0004]
Even if Mg-doped GaN can be formed thicker, the film immediately after growth is inactivated and shows high resistance. Therefore, annealing for p-type conversion is required. In general, low energy electron beam irradiation, thermal annealing, and electromagnetic wave irradiation have been proposed as annealing methods. As a mechanism of p-type conversion, it is considered that Mg atoms which were initially inactivated by hydrogen are dissociated from hydrogen by these annealing and activated. In any of the methods, the effect of hydrogen desorption from the sample surface is dominant, so that it is difficult to uniformly activate Mg in the depth direction in the case of a thick film.
For these reasons, the thickness of the p-type contact layer has been reduced to a level that does not affect the device characteristics. In fact, even if the p-type contact layer is thin, there is often no problem in light emission intensity, forward voltage, and the like.
[0005]
[Patent Document 1]
JP 2000-286509 A [Patent Document 2]
JP-A-11-177134
[Problems to be solved by the invention]
However, in the case of electrostatic breakdown voltage characteristics, especially when a surge current flows due to static electricity in the forward direction, and when the p-type contact layer is thin, the surge current easily reaches the active layer formed at the PN junction, and Causes the destruction of For example, there is a risk that the element will be broken or deteriorated when the nitride semiconductor element is taken out of a bag or the like that has been subjected to an antistatic treatment, or when it is mounted on an electronic device. In order to further enhance the reliability of the nitride semiconductor light emitting device, it is desired to eliminate such a risk of destruction or deterioration.
[0007]
The present invention has been made to solve the above problems, and has as its object to provide a nitride semiconductor light emitting device having excellent electrostatic breakdown voltage characteristics.
[0008]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above object, a nitride semiconductor light emitting device according to the present invention includes an active layer made of a nitride semiconductor containing In between a p-side layer and a n-side layer made of a plurality of nitride semiconductor layers. The p-side layer includes a p-type contact layer as a layer forming a p-ohmic electrode, and a thickness of the p-type contact layer is set to be 5000 to 30,000 degrees. I do.
[0009]
In the nitride semiconductor light emitting device according to the present invention, the p-type contact layer is a layer made of Mg-doped GaN, or a multilayer film in which first and second layers are alternately stacked (first and second layers). (A modulation doping layer in which the amount of doping is changed or a modulation doping layer in which the type of impurities to be doped in the first layer and the second layer is changed).
When the p-type contact layer is a modulation doping layer, both the doping amount and the type of the impurity to be doped may be changed between the first layer and the second layer.
[0010]
In the nitride semiconductor light emitting device according to the present invention, when the p-type contact layer is a modulation doped layer, the first layer is made of Mg-doped GaN, and the second layer is made of undoped GaN. Alternatively, the first layer may be made of Mg-doped GaN, and the second layer may be made of Si-doped GaN.
[0011]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Hereinafter, a nitride semiconductor device according to an embodiment of the present invention will be described with reference to the drawings.
FIG. 1 is a schematic cross-sectional view showing the structure of a nitride semiconductor device (LED device) according to an embodiment of the present invention. The nitride semiconductor device according to this embodiment has a structure on a sapphire substrate 1.
(1) AlGaN buffer layer 2,
(2) undoped GaN layer 3,
(3) n-type contact layer 4 made of Si-doped GaN,
(4) undoped GaN layer 5,
(5) Si-doped GaN layer 6,
(6) undoped GaN layer 7,
(7) GaN / InGaN superlattice n-type layer 8,
(8) an active layer 9 having a multiple quantum well structure in which an InGaN layer is a well layer and a GaN layer is a barrier layer;
(9) p-AlGaN / p-InGaN superlattice p-type layer 10,
(10) a p-type contact layer 11 made of Mg-doped GaN and having a thickness in the range of 5000 to 30000
Are sequentially laminated, and are formed by forming p-side and n-side electrodes as follows.
In the first embodiment, the undoped GaN layer 3, the n-type contact layer 4, the undoped GaN layer 5, the Si-doped GaN layer 6, the undoped GaN layer 7, and the GaN / InGaN superlattice n-type layer 8 form an n-side layer. The p-side layer is formed by the p-AlGaN / p-InGaN superlattice p-type layer 10 and the p-type contact layer 11.
[0012]
The n-ohmic electrode 21 is formed, for example, by etching from the p-type contact layer 11 to the undoped GaN layer 5 at the corners of the device, exposing a part of the n-type contact layer 4, and exposing the exposed n-type contact layer. 4 is formed.
As the p-side electrode, a p-ohmic electrode 22 is formed on almost the entire surface of the p-type contact layer 11, and a p-pad electrode 23 is formed on a part of the p-ohmic electrode 22.
[0013]
Here, in particular, the nitride semiconductor device of the present embodiment is characterized in that p-type contact layer 11 is formed of a Mg-doped GaN layer having a film thickness set in a range of 5000-30000 °, thereby reducing leakage current. It is reduced and the electrostatic withstand voltage is improved.
The reason why the thickness of the p-type contact layer 11 is set to 5000 ° or more is to increase the electrostatic withstand voltage and reduce the leakage current. Thicker is more preferable.
[0014]
However, when the p-type contact layer is a single film made of Mg-doped GaN (which is not a multilayer film as described in a second embodiment described later) as in the first embodiment, the film thickness is increased. Exceeds 3 μm, that is, 30000 °, an increase in the series resistance leads to an increase in the drive voltage (Vf).
Therefore, in the present invention, the maximum practical thickness of the p-type contact layer 11 is preferably 30000 ° or less, more preferably 10000 ° or less so that the forward voltage Vf is not significantly increased. Set.
[0015]
As described in the section of the prior art, it is not easy to grow the p-type contact layer 11 having a thickness of 5000 ° or more with good crystallinity.
However, in the first embodiment, the growth temperature of the p-type contact layer 11 is set to a temperature at which thermal damage to the active layer 9 can be avoided, and the growth rate is relatively high, such as about 1.3 μm / h. The p-type contact layer 11 is formed to have a large thickness so as not to damage the previously formed active layer 9 (the active layer containing In) due to heat or the like by setting it within a predetermined range. Enabled.
[0016]
Specifically, the growth temperature of the p-type contact layer 11 is preferably set to be equal to or higher than the growth temperature of the active layer and equal to or lower than 1000 ° C., and the growth rate of the p-type contact layer 11 is preferably set to 0.2 μm / h. 〜3.0 μm / h, more preferably 1.0 μm / h to 2.0 μm / h.
When the growth conditions are within this range, the p-type contact layer 11 can be grown to have a film thickness and crystallinity that can sufficiently increase the electrostatic withstand voltage while suppressing damage to the active layer 9. In addition, even when the layer is grown relatively thick, the flatness of the surface can be improved.
Further, in the present invention, it is preferable that the p-type contact layer 11 is grown in a hydrogen atmosphere, whereby the surface flatness of the p-type contact layer 11 can be further improved.
That is, in the present invention, when growing the p-type contact layer 11, (1) the growth temperature is set to a temperature equal to or higher than the growth temperature of the active layer and equal to or lower than 1000 ° C .; It is set in the range of 0.2 μm / h to 3.0 μm / h, more preferably in the range of 1.0 μm / h to 2.0 μm / h, and (3) the growth atmosphere is a hydrogen atmosphere.
By setting the growth conditions in this way, it is possible to grow the p-type contact layer 11 so as to have a sufficient film thickness and good crystallinity to sufficiently increase the electrostatic withstand voltage while suppressing damage to the active layer 9. Moreover, the surface can be made sufficiently flat.
[0017]
The nitride semiconductor device according to the first embodiment configured as described above can increase the electrostatic withstand voltage and reduce the leak current while suppressing the increase in the forward voltage.
Further, in the nitride semiconductor device of the first embodiment, since the following p-AlGaN / p-InGaN superlattice p-type layer 10 is provided below the p-type contact layer 11, the electrostatic breakdown voltage is further increased. Can be improved.
[0018]
(P-AlGaN / p-InGaN superlattice p-type layer 10)
In the first embodiment, the p-AlGaN / p-InGaN superlattice p-type layer 10 functions as a cladding layer and serves as a layer for confining light and injecting holes into the active layer.
The p-AlGaN / p-InGaN superlattice p-type layer 10 is doped with a p-type impurity, for example, Mg in order to be p-type. The doping amount of Mg may be the same or different, but is preferably set to a smaller amount than the doping amount of Mg in the Mg-doped GaN layer 11a of the p-type contact layer. Voltage).
Further, the p-InGaN layer of the p-AlGaN / p-InGaN superlattice p-type layer 10 can also be constituted by a Mg-doped GaN layer.
[0019]
In the p-AlGaN / p-InGaN (p-GaN) superlattice p-type layer 10, the thickness of each of the p-AlGaN layer and the p-InGaN (p-GaN) layer is 100 ° or less, more preferably 70 ° or less. , More preferably in the range of 10 to 40 °. In this case, the thickness of the p-AlGaN layer and the thickness of the p-InGaN (p-GaN) layer may be the same or different. The superlattice p-type layer 10 is formed by alternately growing a p-AlGaN layer and a p-InGaN (p-GaN) layer. For example, even if the p-AlGaN layer is stacked from the p-AlGaN layer and ends with the p-AlGaN layer. Often, one may start with a p-InGaN (p-GaN) layer and end with a p-InGaN (p-GaN) layer. However, since the InGaN layer is easily thermally decomposed at a high temperature, it is preferable that the surface of the InGaN layer be terminated with a p-AlGaN layer so as not to be exposed to a high-temperature atmosphere for a long time.
[0020]
Further, the total thickness of the p-type AlGaN / p-InGaN (p-GaN) superlattice p-type layer 10 is preferably set to 2000 ° or less, more preferably, to increase the light emission output and lower the Vf. Is set at 1000 ° or less, more preferably at 500 ° or less.
In addition, it is preferable that each film thickness of the p-AlGaN / p-InGaN (p-GaN) superlattice p-type layer 10 be smaller than each film thickness of the p-type contact layer. That is, the layer adjacent to the p-type contact layer of the multilayer film is a superlattice layer, and each film thickness is made smaller than the respective film thicknesses of the n-type layer and the p-type layer of the p-type contact layer. A nitride semiconductor device having a high withstand voltage can be configured.
[0021]
Further, in the first embodiment, the form using the p-AlGaN / p-InGaN superlattice p-type layer 10 has been described as a more preferable example. However, the present invention is not limited to this, and at least AlGaN , And may be an AlGaN single layer. By using a p-AlGaN / p-InGaN superlattice, the crystallinity becomes better than that of an AlGaN single layer, and the resistivity further decreases, and Vf tends to decrease.
[0022]
Embodiment 2 FIG.
The nitride semiconductor light emitting device according to the second embodiment of the present invention is different from the nitride semiconductor light emitting device of the first embodiment in that first layers 11a and second layers 11b are alternately formed instead of p-type contact layer 11. The structure is the same as that of the nitride semiconductor light emitting device of the first embodiment, except that the structure is formed using the p-type contact layer 110 having the modulation dope structure thus formed.
Here, the p-type contact layer 110 of the modulation doping structure in the second embodiment is a modulation doping layer in which the doping amount is changed between the first layer and the second layer, and the type of the impurity doped in the first layer and the second layer. And a modulation doping layer in which both the doping amount and the type of impurity to be doped in the first and second layers are changed, and preferably (1) a Mg-doped GaN layer. A modulation doped layer in which one layer and a second layer made of undoped GaN are alternately stacked, and (2) a modulation doped layer of Mg-doped GaN and Si-doped GaN.
[0023]
As described above, when the modulation doping structure is used for the p-type contact layer, the thickness ratio of the Mg-doped GaN layer: the undoped GaN layer or the Mg-doped GaN layer: the Si-doped GaN layer is preferably about 7: 3. This is because if the ratio of the undoped layer or the Si-doped layer is large, the Vf is increased, and if the ratio is too small, the effect of lowering the resistance is not significantly exhibited.
[0024]
When the p-type contact layer 11 having the modulation doping structure is composed of the Mg-doped GaN layer and the Si-doped GaN layer, three kinds of samples having different thickness ratios of the Mg-doped GaN layer 11a and the Si-doped GaN layer 11b are manufactured. FIG. 5 shows the results of evaluating the electrostatic withstand voltage characteristics in the opposite directions.
In this study, the configuration of the layers other than the p-type contact layer 11 was the same as in Example 1 described later.
Table 1 shows the ratio of the thickness of the Mg-doped GaN layer 11a to the thickness of the Si-doped GaN layer 11b in the p-type contact layer 11 of each sample.
Table 1
In this study, the Mg doping amount of the GaN layer 11a was set to 1 × 10 20 cm −3, and the Si doping amount of the GaN layer 11b was set to 5 × 10 18 cm −3 .
In addition, each sample had one cycle of one GaN layer 11a and one GaN layer 11b, and had ten cycles.
[0025]
The vertical axis of the graph in FIG. 5 is a value normalized by the electrostatic breakdown voltage of the reference sample (comparative example). This reference sample was configured in the same manner as in Example 1 except that the p-type contact layer was a single layer of GaN doped with Mg at 1 × 10 20 cm −3 .
As shown in the graph of FIG. 5, it was confirmed that the electrostatic breakdown voltage of each of the samples 1 to 3 of Example 1 was higher than that of the comparative example.
It was also confirmed that the electrostatic breakdown voltage can be maximized by setting the film thickness ratio to 7: 3.
In this study, the p-type contact layer 11 having a modulation doping structure having 10 periods was used, but the same result can be obtained even when the period is 50 or more.
[0026]
In the nitride semiconductor light emitting device of the second embodiment configured as described above, even if p-type contact layer 110 is formed to be relatively thick (5000 ° or more) by having a modulation-doped structure, the p-type contact layer 110 has a simple structure. As compared with the first embodiment in which one film is formed, the increase in the resistance value can be suppressed more effectively, and the electrostatic withstand voltage can be improved without increasing the forward voltage.
[0027]
That is, when the p-type contact layer is a single film of Mg-doped GaN, the drive voltage (Vf) starts to increase because the series resistance gradually increases when the film thickness exceeds 1 μm. Thus, for example, a modulation-doped structure of Mg-doped GaN and undoped GaN or a Mg-doped GaN and Si-doped GaN that is effective in lowering the resistance of the p-type contact layer can minimize the increase in Vf. . The reason why the resistance can be reduced by such a modulation-doped structure is that when Mg-doped GaN is stacked thickly, Mg tends to segregate on the surface, and when the film thickness exceeds 1 μm, the crystallinity deteriorates and the resistivity increases. It is considered that this is suppressed in the modulation structure.
Also, the fact that the modulation dope structure causes an internal electric field in the p-type contact layer, which lowers the activation energy of Mg due to the electric field, also seems to contribute to lowering the resistance.
[0028]
In the nitride semiconductor light emitting device of the second embodiment, the thickness of the p-type contact layer 110 can be made larger than that of the first embodiment, as apparent from the above description. In consideration of the above, it is preferable that the angle is 30000 ° or less.
[0029]
【Example】
Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples.
Embodiment 1 FIG.
In Example 1, after growing an n-type GaN layer on a sapphire C-plane substrate via a low-temperature buffer layer, a blue or green LED having a multiple quantum well structure composed of InGaN and GaN was manufactured as a light emitting layer.
Further, in the first embodiment, various samples were prepared in which the p-type contact layer 11 was a single film of Mg-doped GaN and the film thickness was changed from 1000 ° to 8330 °. The conditions for forming the p-type contact layer 11 are as follows: TMG = 16.20 μmol / min, Cp2Mg = 194.6 nmol / min, V / III ratio = 11000, growth temperature = 1000 ° C., growth rate = 1.22 μm / h. is there. Here, in the present specification, the V / III ratio refers to a molar ratio of ammonia which is a group V raw material to TMG and Cp2Mg which are group III raw materials.
As a result of evaluating various samples of Example 1, as shown in FIG. 2, when the film thickness was 8330 ° or less, Vf tended not to depend on the film thickness. On the other hand, the electrostatic breakdown voltage significantly improved with an increase in the film thickness.
[0030]
In Example 1, the thickness of each semiconductor layer was set as shown in Table 2.
Table 2
[0031]
Embodiment 2. FIG.
In the second embodiment, the p-type contact layer in the first embodiment has a modulation doping structure including a 27-period Mg-doped GaN layer (494 °) and an undoped GaN layer (212 °). The thickness of the entire p-type contact layer is about 2 μm. Trimethyl gallium (TMG), biscyclopentadienyl magnesium (Cp2Mg), and ammonia were used as raw materials, and hydrogen was used as a carrier gas. The growth conditions are: TMG = 16.20 μmol / min, Cp2Mg = 162.1 nmol / min, V / III ratio = 11000, growth temperature = 1000 ° C., growth rate = 1.18 μm / h. The switching between the growth of the Mg-doped GaN layer and the growth of the undoped GaN layer was performed by turning on and off the valve of the Cp2Mg line. After the growth, thermal annealing was performed to activate the p-type dopant.
[0032]
After formation of the n and p side electrodes, the LED characteristics were as follows. Main wavelength = 464 nm, forward voltage (Vf) at the time of 20 mA driving = 3.56 V, output (Po.) = 8 mW, electrostatic breakdown voltage = 1193 V
Note that the measured values of Vf and Po in this specification are values when the forward current is 20 mA. The electrostatic breakdown voltage was measured using a 200 pF, 0Ω machine model.
[0033]
Further, as Comparative Example 1, a p-type contact layer having a thickness of 1200 °, TMG = 3.89 μmol / min, Cp2Mg = 38.8 μmol / min, a V / III ratio = 45800, a growth temperature = 910 ° C., and a growth rate = 0. The characteristics when manufactured under the conditions of 29 μm / h are as follows: main wavelength = 467 nm, Vf = 3.52 V, Po. = 8 mW, electrostatic breakdown voltage = 268 V. Comparison with Comparative Example 1 shows that the LED of Example 2 has a remarkable increase in electrostatic breakdown voltage. Further, despite the fact that the thickness of the p-type contact layer was increased to 2 μm, the rise in Vf was suppressed because the modulation-doped structure was able to lower the resistance of the p-type contact layer. .
[0034]
In Example 1, an LED similar to that of Example 1 was manufactured using the p-type contact layer as a single film of Mg-doped GaN having a film thickness of about 1.67 μm. As a result, Vf = 3.72 V and a modulation-doped structure was obtained. Was higher than in Example 2.
[0035]
Example 3
In Example 3, a light emitting diode was manufactured in the same manner as in Examples 1 and 2, except that the p-type contact layer 110 was changed as follows.
That is, after growing the p-cladding layer, first, the inside of the reaction vessel was adjusted to 980 ° C., and hydrogen was flowed at 1.5 l / min as a group III carrier gas. TMG was flowed on the substrate surface at 16.2 μmol / min and Cp2Mg at 186.2 nmol / min. At this time, the V / III ratio is 11000, and the Mg / Ga molar ratio is 1.15 × 10 −2 . Under these conditions, a Mg-doped GaN layer was grown to a thickness of 70 °.
[0036]
Next, Cp2Mg was stopped, and 2.89 nmol / min of SiH4 gas was flowed over the substrate surface as a Si source. The molar ratio of Si / Ga at this time is 1.8 × 10 −4 . Otherwise, a Si-doped GaN layer was grown to a thickness of 30 ° under the same conditions as the growth conditions of the Mg-doped GaN layer.
[0037]
Next, the SiH4 gas was stopped, Cp2Mg186.2 nmol / min was flowed over the substrate surface, and a Mg-doped GaN layer was grown to a thickness of 70 °. The Mg / Ga molar ratio at this time is 1.15 × 10 −2 .
[0038]
The above reaction process was performed for 50 cycles. The film thickness in one cycle was 100 °, and the film was grown in 50 cycles to obtain a film thickness of 5000 °.
[0039]
Further, the SiH4 gas was stopped, Cp2Mg186.2 nmol / min was flowed over the substrate surface, and a Mg-doped GaN layer was grown to a thickness of 70 [deg.] To be the last p-type contact layer. The Mg / Ga molar ratio at this time is 1.15 × 10 −2 .
[0040]
FIG. 6 shows the results of evaluating the electrostatic breakdown voltage of each of the samples of Example 3 manufactured as described above. As shown in the graph of FIG. 6, it was confirmed that the electrostatic breakdown voltage of each sample of Example 3 was higher than that of the reference. The reference here is a light emitting diode produced in the same manner as in Example 3 except that the p-type contact layer was grown at 900 to 910 ° C. so that the film thickness became 1200 °. It was also confirmed that the light emission output was equivalent to the reference. Next, Vf was evaluated. FIG. 7 shows the result. As shown in FIG. 7, it was confirmed that Vf was lower than the reference.
[0041]
As described above, according to the configurations of Embodiments 1 and 2 of the present invention, the electrostatic withstand voltage can be extremely increased, and the leak current can be reduced.
In addition to this, in the present invention, by increasing the thickness of the p-type contact layer 11 (to be 5000 ° or more), there is an effect that the light extraction efficiency can be increased.
In other words, particularly with respect to the light extraction efficiency, as the film thickness of the entire device is larger, the light extraction effect in the horizontal direction (horizontal direction) can be increased. Therefore, it is effective to increase the thickness of either the N-type contact layer or the p-type contact layer. Technically, it is easier to increase the thickness of the n-type contact layer.
However, when the thickness of the n-type contact layer increases, the warpage of the wafer due to the difference in thermal expansion coefficient between the substrate and GaN increases, and it is difficult to uniformly form an active layer laminated thereon on the substrate surface. Become.
On the other hand, when the p-type contact layer is formed thick, such a problem does not occur. That is, if the underlying n-type contact layer to be grown before the active layer is thick, it is difficult to uniformly form the active layer in the substrate surface during growth, but the p-type contact layer is grown after the active layer. So there is no problem.
Therefore, increasing the thickness of the p-type contact layer is effective for improving the light extraction efficiency, and also contributes to improving the output.
[0042]
【The invention's effect】
As described above in detail, according to the nitride semiconductor light emitting device of the present invention, a light emitting device having extremely high electrostatic withstand voltage can be provided.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a sectional view of a nitride semiconductor light emitting device according to a first embodiment of the present invention.
FIG. 2 is a graph showing a forward voltage with respect to the film thickness when the film thickness is changed in the nitride semiconductor light emitting device of Example 1 according to the present invention.
FIG. 3 is a graph showing the electrostatic breakdown voltage with respect to the film thickness when the film thickness is changed in the nitride semiconductor light emitting device of Example 1.
FIG. 4 is a sectional view of a nitride semiconductor light emitting device according to a second embodiment of the present invention.
FIG. 5 is a graph showing an electrostatic breakdown voltage with respect to a film thickness ratio of a first layer and a second layer constituting a p-type contact layer in a nitride semiconductor light emitting device according to a second embodiment of the present invention. .
FIG. 6 is a graph showing an electrostatic breakdown voltage with respect to a thickness of a p-type contact layer in the nitride semiconductor light emitting device of Example 3 according to the present invention.
FIG. 7 is a graph showing a forward voltage with respect to a thickness of a p-type contact layer in the nitride semiconductor light emitting device of Example 3 according to the present invention.
[Explanation of symbols]
1 ... substrate,
2 ... buffer layer,
3 ... undoped GaN layer,
4 ... n-type contact layer,
5 ... undoped GaN layer
6 ... Si-doped GaN layer,
7 ... undoped GaN layer,
8 ... GaN / InGaN superlattice n-type layer,
9 ... an active layer containing In
10 ... p-AlGaN / p-InGaN superlattice p-type layer,
11,110 ... p-type contact layer,
11a: first layer,
11b ... second layer.